(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼素材に、熱間圧延を施し熱延板とする熱延工程と、該熱延板に冷間圧延を施し冷延板とする冷延工程と、該冷延板に焼鈍処理を施し冷延焼鈍板とする焼鈍工程と、該冷延焼鈍板に調質圧延またはレベラー加工を施す調質圧延工程と、を順次施す冷延鋼板の製造方法において、
前記鋼素材が、質量％で、
Ｃ：0.0010％以上0.0080％以下、          Si：1.0％以下、
Mn：0.1％以上1.8％以下、                Ｐ：0.100％以下、
Ｓ：0.03％以下、                    sol.Al：0.01％以上0.50％以下、
Ｎ：0.0050％以下、                      Nb：0.005％以上0.050％以下
を、下記（１）式を満足するように含有し、さらに、Co：0.05％以下、Cu：0.05％以下、Cr：0.05％以下、Mo：0.05％以下のうちの１種または２種以上を下記（２）式を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材であり、
前記熱延工程が、前記鋼素材に、仕上圧延終了温度：860℃以上とし、550〜720℃の範囲の巻取温度で巻き取る熱間圧延を施す工程であり、
前記焼鈍工程が、前記冷延板に、焼鈍温度：760〜900℃の範囲の温度で均熱したのち、300℃までの平均冷却速度を10℃／ｓ以上として冷却する焼鈍処理を施す工程であり、
前記調質圧延工程が、前記冷延焼鈍板に、伸長率：0.2〜1.0％で調質圧延またはレベラー加工を施す工程であり、
該調質圧延工程に引続き、70〜140℃の範囲の温度で、10min〜10ｈ間保持する熱処理を施すことを特徴とする耐時効性と焼付硬化性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
記
0.3  ≦（Nb/92.9）／（Ｃ/12）≦  0.9                               ‥‥（１）
0.5  ≦｛（Co/58.9）＋（Cu/63.5）＋（Cr/52.0）＋（Mo/95.9）｝／（Ｃ/12）≦ 5.0  ‥‥（２）
ここで、Nb、Ｃ、Co、Cu、Cr、Mo：各元素の含有量（質量％）
【請求項２】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｂ：0.0050％以下を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車パネル部品向けとして好適な冷延鋼板およびその製造方法に係り、とくに、引張強さTSが340〜440MPa級で、優れた耐時効性と優れた焼付け硬化性（以下、ＢＨ性ともいう）とを兼備した高強度冷延鋼板およびその製造方法に関する。
なお、ここでいう「鋼板」には、鋼板、鋼帯を含むものとする。また、「冷延鋼板」には、冷延鋼板と、該冷延鋼板に、電気めっきなどの表面処理を施した冷延鋼板をも含む。めっき処理としては、純亜鉛めっき処理、亜鉛を主成分として合金元素を添加した亜鉛系合金めっき処理、あるいはAlやAlを主成分として合金元素を添加したAl系合金めっき処理などを含むものとする。
【背景技術】
【０００２】
近年、地球環境の保全という観点から、炭酸ガスCO２の排出量低減のために、自動車の燃費向上が強く要望されている。またさらに、最近では、車両衝突時の乗員の安全を確保するために、自動車車体の衝突特性向上を中心とした安全性向上が要求されている。
このような要求に答えるべく、自動車車体の軽量化および強化が積極的に進められている。自動車車体の軽量化と強化とを同時に満足させるためには、使用する素材を高強度化し、剛性が問題とならない範囲で薄肉化することが効果的であるといわれており、最近では、自動車部品用として高張力鋼板が積極的に使用されている。
【０００３】
このような自動車車体の軽量化の要望に対して、例えば内板および外板のパネル用材料としては、引張強さTSが390MPa以上の強度を有する鋼板が使用される傾向となっている。一方、ドアやフードなどのパネル部品用としては、耐デント性に優れることが要求されるため、塗装焼付け後に降伏強さが上昇する、いわゆる焼付け硬化型鋼板（ＢＨ鋼板）が、使用されるようになっている。
【０００４】
ＢＨ鋼板としては、極低炭素系で、炭素と原子比で等量またはそれ以下の量のNbを含有させ、MnやＰで固溶強化した鋼板が一般的であり、焼鈍処理後に少量の固溶Ｃを存在させることで、プレス等の加工により導入された転位を、塗装焼付け処理過程で固着させ、降伏強さを高くして、耐デント性を向上させている。
このような焼付け硬化型鋼板（ＢＨ鋼板）としては、例えば、特許文献１には、Ｃ：0.002〜0.015％、Si：1.2％以下、Mn：0.04〜0.8％、Ｐ：0.03〜0.10％、Al：0.02％以上でかつＮ％×４以上、Nb：Ｃ％×３〜｛Ｃ％×８＋0.020％｝を含み、残部実質的にFeよりなる成形性の優れた高張力冷延鋼板が記載されている。特許文献１に記載された高張力冷延鋼板は、上記した組成の鋼スラブを、全圧下率を90％以上で圧延速度を40ｍ/min以上として熱間圧延し、600℃以上の温度で巻取り、ついで冷間圧延を行い、さらに700〜900℃で10ｓ〜5min間保持する連続焼鈍を施し、500℃までを60℃/min以上の冷却速度で冷却することにより得られるとしている。この冷延鋼板は、引張強さTSが35〜45kgf/mm２級の遅時効性で成形性に優れた鋼板であるとしている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開昭56−139654号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかしながら、特許文献１に記載された技術では、焼付き硬化性を高めるために、Nb量を低減したり、時効により、降伏伸びが出現するという問題があった。すなわち、従来、検討されてきた製造方法では、耐時効性と焼付き硬化性とを兼備させることができないという問題があった。
本発明では、かかる従来技術の問題を解決し、引張強さTSが340〜440MPa級で、耐時効性と焼付き硬化性（ＢＨ性）とを兼備した、高強度冷延鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
【０００７】
なお、ここでいう「耐時効性に優れた」とは、常温での時効後に降伏伸びが0.8％以下と少ないことを言うものとする。また、ここでいう「焼付硬化性（ＢＨ性）に優れた」とは、予歪：２％を付与し、170℃×20minの熱処理（塗装焼付け処理）を施したのち、降伏応力の予歪での最高応力に対する増加量（ＢＨ量）が30MPa以上である場合をいうものとする。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明者らは、上記した目的を達成するため、ＢＨ性、耐時効性に及ぼす各種要因の影響について詳細な検討を行った。その結果、耐時効性と焼付き硬化性とを兼備させるためには、常温と塗装焼付け温度での固溶Ｃの制御が重要であるという知見を得た。そして、固溶Ｃの制御を適正に行うために、Nbに加え、Cr、Cu、Co、Moといった、Ｃとの相互作用がNbとは異なる微量添加元素を適正に選択し、適正含有量に調整して含有する組成とすること、および調質圧延後に低温での熱処理を施すこと、を組み合わせることが重要であり、これにより、常温時効後の降伏伸びが小さく、焼付き硬化量（ＢＨ量）が高くなる、耐時効性と焼付き硬化性とを兼備した冷延鋼板を得ることができることを知見した。
【０００９】
つぎに、降伏伸びに及ぼす調質圧延後の熱処理温度の影響について、本発明者らが行った実験結果について説明する。  
質量％で、0.0026％Ｃ−0.01％Si−0.4％Mn−0.051％Ｐ−0.003％Ｓ−0.037％Al−0.0030％Ｎ−0.011％Nb−0.018％Cr−残部鉄からなる組成を有する鋼素材に、仕上圧延終了温度：900℃、巻取温度：650℃で熱間圧延を施して熱延板とし、ついで得られた熱延板に、酸洗と冷間圧延を施して冷延板とした。そして、得られた冷延板に、焼鈍温度：840℃に加熱し均熱したのち、300℃までを平均冷却速度15℃/sで冷却する焼鈍処理を施し、冷延焼鈍板とした。
【００１０】
得られた冷延焼鈍板に、スキンパス量（伸長率）を種々変化した調質圧延を施し、ついで、熱処理温度TempをRT（25℃）〜170℃の範囲で種々変化した低温熱処理を施した。なお、熱処理温度Tempでの保持時間は１時間とした。調質圧延と低温の熱処理を施したのち、引張試験を実施し降伏伸びを調査した。得られた結果を、降伏伸びY-Elと熱処理温度Tempとの関係で、図１に示す。
【００１１】
図１から、スキンパス量（伸長率）が1.8％と高い伸長率条件では、低温熱処理の熱処理温度Tempが約120℃までは降伏伸びY-Elが小さいが、熱処理温度Tempがさらに高くなると、降伏伸びY-Elが発生している。この傾向は従来からよく知られた傾向である。また、調質圧延直後に降伏伸びY-Elが多少認められる伸長率条件（例えばスキンパス量（伸長率）：0.5％）では、熱処理温度Tempが約70〜140℃では、降伏伸びY-Elが低減している。降伏伸びが低減する理由については、現時点では明確にはなっていないが、炭素と調質圧延時に導入された転位との相互作用により、降伏伸びが低下したものと考えられる。
本発明は、かかる知見に基づいて、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨はつぎのとおりである。
（１）鋼素材に、熱間圧延を施し熱延板とする熱延工程と、該熱延板に冷間圧延を施し冷延板とする冷延工程と、該冷延板に焼鈍処理を施し冷延焼鈍板とする焼鈍工程と、該冷延焼鈍板に調質圧延またはレベラー加工を施す調質圧延工程と、を順次施す冷延鋼板の製造方法において、前記鋼素材が、質量％で、Ｃ：0.0010％以上0.0080％以下、Si：1.0％以下、Mn：0.1％以上1.8％以下、Ｐ：0.100％以下、Ｓ：0.03％以下、sol.Al：0.01％以上0.50％以下、Ｎ：0.0050％以下を含み、さらにNb：0.005％以上0.050％以下を、次（１）式
0.3  ≦（Nb/92.9）／（Ｃ/12）≦  0.9  ‥‥（１）
（ここで、Nb、Ｃ：各元素の含有量（質量％）
を満足するように含有し、さらに、Co：0.05％以下、Cu：0.05％以下、Cr：0.05％以下、Mo：0.05％以下のうちの１種または２種以上を次（２）式
0.5  ≦｛（Co/58.9）＋（Cu/63.5）＋（Cr/52.0）＋（Mo/95.9）｝／（Ｃ/12） ≦ 5.0 ‥‥（２）
（ここで、Nb、Ｃ、Co、Cu、Cr、Mo：各元素の含有量（質量％））
を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材であり、前記熱延工程が、前記鋼素材に、仕上圧延終了温度：860℃以上とし、550〜720℃の範囲の巻取温度で巻き取る熱間圧延を施す工程であり、前記焼鈍工程が、前記冷延板に、焼鈍温度：760〜900℃の範囲の温度で均熱したのち、300℃までの平均冷却速度を10℃／ｓ以上として冷却する焼鈍処理を施す工程であり、前記調質圧延工程が、前記冷延焼鈍板に、伸長率：0.2〜1.0％で調質圧延またはレベラー加工を施す工程であり、該調質圧延工程に引続き、70〜140℃の範囲の温度で、10min〜10ｈ間保持する熱処理を施すことを特徴とする耐時効性と焼付硬化性とに優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｂ：0.0050％以下を含有することを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１２】
本発明によれば、自動車車体のパネル部品用として好適な、引張強さTSが340〜440MPa級で低降伏比で、伸びも高く成形性に優れ、さらに優れた耐時効性と優れた焼付け硬化性とを兼備した高強度冷延鋼板を、容易に、しかも安価に製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明になる高強度冷延鋼板は、自動車車体の内外板用としても適用でき、自動車車体の軽量化、衝突安全性の向上に十分寄与できるという効果もある。また、本発明になる高強度冷延鋼板は、家電製品あるいはパイプ用素材としても適用できる。
【図面の簡単な説明】
【００１３】
【図１】降伏伸びY-Elと熱処理温度Tempとの関係に及ぼすスキンパス量（スキンパス伸長率）の影響を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
本発明は、鋼素材に、加熱し熱間圧延を施し熱延板とする熱延工程と、該熱延板に冷間圧延を施し冷延板とする冷延工程と、該冷延板に焼鈍処理を施し冷延焼鈍板とする焼鈍工程と、該冷延焼鈍板に調質圧延またはレベラー加工を施す調圧工程と、を順次施し、優れた耐時効性と優れた焼付け硬化性（ＢＨ性）とを兼備した高強度冷延鋼板を得る、高強度冷延鋼板の製造方法である。
【００１５】
まず、出発素材として使用する鋼素材の組成限定理由について説明する。以下、組成についての質量％は、とくに断わらない限り単に％で記す。
Ｃ：0.0010％以上0.0080％以下
Ｃは、優れた耐時効性と優れたＢＨ性を兼備させるために、重要な元素であり、所望のＢＨ性を確保するうえでは、0.0010％以上の含有を必要とする。一方、0.0080％を超える多量の含有は、耐時効性の確保という観点から、Nb含有量を高くする必要があり材料コストの高騰を招くとともに、Nb含有量が少ない場合には常温時効が生じる場合がある。このため、Ｃは0.0010％以上0.0080％以下の範囲に限定した。なお、好ましくは0.0080％未満、より好ましくは0.0060％以下、さらにより好ましくは0.0040％以下である。
【００１６】
Si：1.0％以下
Siは、固溶強化により鋼板の強度を増加させるとともに、加工硬化能を高める元素である。このような効果を得るためには0.01％以上の含有が望ましく、さらには0.1％以上の含有が好ましい。一方、1.0％を超える多量の含有は、熱延時に赤スケールを発生させ鋼板の表面外観を低下させやすく、さらに亜鉛めっき時には不めっきの発生を助長する。また、上記したようなSiの多量含有は、化成処理性をも低下させる。このため、Siは1.0％以下に限定した。なお、好ましくは0.5％以下である。
【００１７】
Mn：0.1％以上1.8％以下
Mnは、固溶して鋼板の強度を増加させるとともに、ＳをMnSとして固定しＳによる熱間割れを防止する作用を有する。このような効果を得るためには0.1％以上の含有を必要とする。一方、1.8％を超える過度の含有は、延性、ｒ値を低下させる。このため、Mnは0.1〜1.8％の範囲に限定した。なお、好ましくは1.2％以下である。
【００１８】
Ｐ：0.100％以下
Ｐは、固溶して鋼板を強化する作用を有するが、粒界に偏析して耐二次加工脆化、溶接性を低下させる。このようなＰの悪影響は、0.100％を超える過剰の含有で顕著となる。このため、Ｐは0.100％以下に限定した。なお、好ましくは0.080％以下である。
Ｓ：0.03％以下
Ｓは、熱間割れを生じさせるとともに、硫化物系介在物として存在し、延性等を低下させる。このため本発明では、できるだけ低減することが望ましいが、0.03％までは許容できる。このようなことから、Ｓは0.03％以下に限定した。なお、好ましくは0.01％以下である。
【００１９】
sol.Al：0.01％以上0.50％以下
Alは、脱酸剤として作用するとともに、窒化物を形成して固溶Ｎを固定し、耐時効性を向上させる。このような効果を得るためには0.01％以上の含有を必要とする。一方、0.50％を超える多量の含有は、材料コスト（合金コスト）を高騰させ、さらには表面欠陥の多発を招く。このため、sol.Alは0.01〜0.50％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.30％以下である。
【００２０】
Ｎ：0.0050％以下
Ｎは、固溶して鋼の強度を増加させる元素であるが、0.0050％を超える含有は、耐時効性を低下させる。このため、本発明では、Ｎは0.0050％以下に限定した。
Nb：0.005％以上0.050％以下
Nbは、炭化物形成能が高く、Ｃを固定するとともに、熱延組織を微細化させ、ｒ値を高くする作用を有し、成形性向上に寄与する。このような効果を得るためには0.005％以上の含有を必要とする。一方、0.050％を超える過剰の含有は、熱間変形抵抗を増加させ、熱延時の圧延負荷を増大させる。このため、Nbは0.005〜0.050％の範囲に限定した。
【００２１】
なお、Nbは上記した範囲で、かつＣを固定する意味から、次（１）式を満足するように調整して含有する。
0.3  ≦（Nb/92.9）／（Ｃ/12）≦  0.9  ‥‥（１）
（ここで、Nb、Ｃ：各元素の含有量（質量％））
（Nb/92.9）／（Ｃ/12）は、NbとＣの原子比であり、（Nb/92.9）／（Ｃ/12）が0.3未満では、Ｃの固定が不十分で部品成形時にストレッチャーストレインを発生し、表面品質が低下する。一方、0.9を超えると、固溶Ｃが不足してＢＨ性が低下する。このため、（Nb/92.9）／（Ｃ/12）は0.3〜0.9の範囲に限定した。なお、好ましくは0.5〜0.8である。
【００２２】
Co：0.05％以下、Cu：0.05％以下、Cr：0.05％以下、Mo：0.05％以下のうちの１種または２種以上
Co、Cu、Cr、Moはいずれも、Nbほど強くはないが、Ｃと相互作用を有する元素であり、選択して１種または２種以上を含有する。Co、Cu、Cr、Moは、常温ではＣをトラップ（捕獲）してその拡散を遅滞させ、一方、塗装焼付け処理時には、Ｃと乖離して、ＢＨ性向上に寄与する。このような効果を得るためにはCo、Cu、Cr、Moはそれぞれ0.01％以上含有することが望ましい。一方、Co、Cu、Cr、Mo がそれぞれ0.05％を超える多量の含有は、Ｃを固定しすぎてＢＨ性が低下する。このため、Coは0.05％以下、Cuは0.05％以下、Crは0.05％以下、Mo：0.05％以下に、それぞれ限定した。
【００２３】
なお、このような効果は、調質圧延後に低温での熱処理を施すことにより、さらに顕著となる。
なお、本発明では、Co、Cu、Cr、Moは、上記した範囲で、かつ次（２）式を満足するように調整して含有する。
0.5  ≦｛（Co/58.9）＋（Cu/63.5）＋（Cr/52.0）＋（Mo/95.9）｝／（Ｃ/12） ≦ 5.0 ‥‥（２）
（Co、Cu、Cr、Mo、Ｃ：各元素の含有量（質量％））
（Co/58.9）＋（Cu/63.5）＋（Cr/52.0）＋（Mo/95.9）｝／（Ｃ/12）は、Co、Cu、Cr、Moの合計量とＣとの原子比であり、（Co/58.9）＋（Cu/63.5）＋（Cr/52.0）＋（Mo/95.9）｝／（Ｃ/12）が0.5未満では、Ｃのトラップが不十分で部品成形時にストレッチャーストレインを発生させやすくし、表面品質を低下させる可能性がある。一方、5.0を超えると、固溶Ｃが不足してＢＨ性が低下する。このため、｛（Co/58.9）＋（Cu/63.5）＋（Cr/52.0）＋（Mo/95.9）｝／（Ｃ/12）を0.5〜5.0の範囲に限定した。なお、好ましくは1.0〜3.0である。
【００２４】
上記した成分が基本の成分であるが、基本成分に加えて、さらに選択元素として、Ｂ：0.0050％以下を含有することができる。
Ｂ：0.0050％以下
Ｂは、粒界に偏析して、耐二次加工脆化性を向上させる元素であり、このような効果を確保するためには0.0003％以上含有することが望ましいが、0.0050％を超えて含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できないため、経済的に不利となる。このため、含有する場合はＢは0.0050％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.0030％以下である。
【００２５】
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。不可避的不純物としては、Ca、REM、Sb、Sn、Znが挙げられ、Ca：0.01％以下、REM：0.01％以下、Sb：0.01％以下、Sn：0.1％以下、Zn：0.01％以下が許容できる。
本発明では、上記した組成の鋼素材に、熱延工程と、冷延工程と、焼鈍工程と、さらに調質圧延工程とを順次施して、冷延鋼板とする。
【００２６】
なお、鋼素材の製造方法は、とくに限定する必要がないが、上記した組成の溶鋼を、転炉法、電炉法等の常用の溶製方法で、溶製し、連続鋳造法等の、常用の鋳造方法でスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。鋼素材の鋳造方法は、成分のマクロな偏析を防止すべく連続鋳造法とすることが望ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法によってもなんら問題はない。
【００２７】
熱延工程では、熱間圧延のための加熱は、鋼素材（スラブ）をいったん室温まで冷却し、その後再加熱する方法に加えて、室温まで冷却しないで、温片のままで加熱炉に装入する、あるいはわずかの保熱を行った後に直ちに圧延する直送圧延・直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。
熱延工程は、鋼素材に、加熱し、粗圧延と仕上圧延とからなる熱間圧延を施し熱延板とし、ついで巻き取る工程とすることが好ましい。
【００２８】
鋼素材の加熱温度は、1000〜1300℃とすることが好ましい。加熱温度が1000℃未満では、変形抵抗が高く圧延荷重が増大し、熱間圧延時のトラブル発生の危険度が増大する。一方、1300℃を超える高温では、酸化重量の増加に伴いスケールロスが増大する。
加熱された鋼素材は、粗圧延によりシートバーとされる。粗圧延の条件はとくに限定する必要はなく、常法にしたがって行うことができる。なお、鋼素材加熱温度を低くし、かつ熱間圧延時のトラブルを防止する観点からは、シートバーを加熱するいわゆるシートバーヒータを併用することは有効な方法である。
【００２９】
ついで、シートバーを仕上圧延して熱延板とする。このとき、仕上圧延終了温度は860℃以上とする。これは、冷間圧延および再結晶焼鈍後に優れた深絞り性が得られるように微細な熱延板組織を得るためである。仕上圧延終了温度が860℃未満では、表層部が変態点以下となり粗大粒が形成されたり、未再結晶γからの変態集合組織が強く発達し、冷延焼鈍後に集合組織が発達せず、さらに熱間圧延時の圧延負荷が高くなる。一方、仕上圧延終了温度が980℃を超えて高温となると、組織が粗大化し、冷延焼鈍後の再結晶集合組織の形成および発達を妨げ、高ｒ値が得られない場合がある。このようなことから、仕上圧延終了温度は860℃以上に限定した。なお、好ましくは980℃以下、より好ましくは、880〜940℃である。
【００３０】
なお、熱間圧延時の圧延荷重の低減のため、仕上圧延の一部あるいは全部のパス間で潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延を行うことは、鋼板形状の均一化や材質の均質化の観点からも有効である。なお、潤滑圧延の際の摩擦係数は0.10〜0.25の範囲とすることが好ましい。さらに、相前後するシートバー同士を接合して、連続的に仕上圧延する連続圧延プロセスとすることも好ましい。連続圧延プロセスとすることは、熱間圧延の操業安定性の観点から望ましい。
【００３１】
仕上圧延終了後、熱延板は巻き取られる。巻取温度は、550〜720℃の範囲の温度とする。巻取温度が550℃未満では、NbCの析出が不十分となる。一方、720℃を超える高温では、結晶粒が粗大化し鋼板強度の低下を招く。またさらに、巻取温度を720℃を超える高温とすると、冷延焼鈍後の高ｒ値化を妨げ成形性が低下する場合がある。このため、巻取温度は550〜720℃の範囲に限定した。なお、好ましくは660℃以下である。
【００３２】
熱延工程を終了した熱延板は、ついで冷延工程を施される。
なお、冷延工程の前には、適宜酸洗を施すことが好ましい。酸洗方法は常用の方法がいずれも適用できる。
冷延工程では、所望寸法の冷延板とすることができればよく、その条件はとくに限定する必要はないが、冷間圧延の圧下率は、50％以上とすることが好ましい。ｒ値が高く、成形性の良好な鋼板を得るためには高冷延圧下率とすることが有効であり、圧下率が50％未満では｛111｝再結晶集合組織が発達せず、深絞り性が低下する場合がある。一方、冷延圧下率を高くすればするほど、ｒ値は上昇するが、冷延圧下率が85％を超えるとその効果が飽和し、さらにロールへの圧延負荷が増加する。このため、冷延圧下率は50％以上85％以下とすることが好ましい。
【００３３】
冷延工程を終了した冷延板は、焼鈍処理を施され冷延焼鈍板とする焼鈍工程を施される。本発明では、焼鈍処理は、好ましくは連続焼鈍ラインで、冷延板を、焼鈍温度：760〜900℃の範囲の温度で均熱したのち、300℃までの平均冷却速度を10℃／ｓ以上として冷却する処理とする。
焼鈍温度が、760℃未満では、未再結晶組織が残留し延性が低下する。一方、900℃を超える高温では、焼鈍時にオーステナイト相が生成し、冷却後の低温変態相を生成したり、固溶Ｃ量を増加させて、耐時効性を低下させる。このため、焼鈍温度は760〜900℃の範囲の温度に限定した。なお、好ましくは800℃以上である。
【００３４】
また、均熱後の冷却速度が、300℃までの平均冷却速度で10℃/s未満では、冷却が遅すぎて、固溶Ｃがセメンタイトとして再析出し、ＢＨ性が低下する。このため、均熱後の冷却速度は300℃までの平均冷却速度で10℃/s以上に限定した。なお、好ましくは40℃/s以下である。
なお、焼鈍工程を終了した冷延焼鈍板の組織は、フェライト単相組織となる。フェライト相以外の、例えばマルテンサイト相などの第二相が存在すると、耐時効性が変化するため、その後の、調質圧延や低温熱処理の製造条件が本発明における最適条件から外れることになる。
【００３５】
焼鈍工程を終了した冷延焼鈍板には、電気めっきなどのめっき処理を施してもよい。めっき処理としては、純亜鉛めっき処理、亜鉛を主成分として合金元素を添加した亜鉛系合金めっき処理、あるいはAlやAlを主成分として合金元素を添加したAl系合金めっき処理などが挙げられる。
ついで、焼鈍工程を終了した冷延焼鈍板あるいはさらにめっき処理を施された冷延焼鈍板（めっき板）は、調質圧延工程を施される。
【００３６】
調質圧延工程では、冷延焼鈍板またはめっき板に、形状矯正、表面粗さの調整等を目的とした調質圧延またはレベラー加工が施される。調質圧延またはレベラー加工における伸長率は0.2〜1.0％の範囲とする。伸長率が0.2％未満では、形状矯正、表面粗さの調整という所期の目的が達成できない。一方、伸長率が1.0％を超えて多くなると、降伏点が増加し、例えば外板パネルに成形した際に面歪などの表面品質が低下する。このため、調質圧延における伸長率は0.2〜1.0％に限定した。なお、調質圧延とレベラー加工では、加工形式が相違するが、その効果は大きく相違がないことを確認している。
【００３７】
調質圧延工程を経た冷延焼鈍板またはめっき板は、さらに低温での熱処理を施される。調質圧延工程後に施される低温の熱処理は、耐時効性と焼付き硬化性とを兼備させるために重要である。
本発明では、低温の熱処理は、70〜140℃の範囲の温度で、10min〜10ｈ間保持する熱処理とする。
【００３８】
熱処理温度が70℃未満では、降伏伸びの低下が少なく、一方、140℃を超えると、再び降伏伸びが発生する。上記した範囲の調質圧延では、調質圧延直後には多少の降伏伸びが存在しているが、70〜140℃の温度範囲で熱処理を施すことにより、降伏伸びは低減する。この現象の詳細な機構については、現在までには明確にはなっていないが、本発明者らは、Ｃと、調質圧延時に導入された転位との相互作用により、降伏伸びが低下したものと推定している。
【００３９】
本発明では、上記した範囲内の温度で、保持時間が10min未満では、Ｃと導入された転位との相互作用が十分に作用せず、降伏伸びが残存するため、加工後の表面品質が低下する。一方、10ｈを超えて長時間保持とすると、導入された転位がＣに強固に固着されるため、降伏伸びが再度大きくなる。また、長時間の保持は生産性を阻害する。このようなことから、調質圧延工程後の熱処理は70〜140℃の範囲の温度で、10min〜10ｈ間保持する処理とした。
【００４０】
以下、さらに実施例に基づいて、本発明を詳細に説明する。
【実施例】
【００４１】
表１に示す組成の溶鋼を、常用の溶製炉である転炉で溶製し、常用の連続鋳造法でスラブ（鋼素材：肉厚250mm）とした。これらスラブを1250℃に加熱し、粗圧延してシートバーとした。ついでこれらシートバーに、表２に示す条件で仕上圧延を施し熱延板としコイル状に巻き取った。ついで、コイル状に巻き取った熱延板に、酸洗処理を施し表面スケールを除去したのち、さらに表２に示す条件の冷延工程を施し冷延板とした。
【００４２】
これら冷延板に、さらに表２に示す条件で、連続焼鈍ラインによる焼鈍処理を施し冷延焼鈍板とする焼鈍工程を施した。さらにこれら冷延焼鈍板に、表２に示す条件で、調質圧延を施す調質圧延工程と、さらに表２に示す条件で、熱処理を施した。
得られた冷延焼鈍板から試験片を採取し、組織観察、引張試験、焼付け硬化試験、時効試験を実施し、微視組織、引張特性、焼付き硬化性、耐時効性を調査した。試験方法はつぎのとおりとした。
（１）組織観察
得られた冷延焼鈍板から組織観察用試験片を採取し、圧延方向に平行な断面（Ｌ断面）を研磨し、ナイタール腐食して、光学顕微鏡（倍率：400倍）で組織を観察し、撮像して画像解析により、フェライト相の面積率を求め、体積率とした。光学組織写真では、フェライト相の粒内は腐食されず白色を呈する。フェライト相以外の黒く腐食される第二相が存在する場合には、走査型電子顕微鏡（倍率：3000倍）で組織を観察し、撮像して画像解析により、第二相の体積率を求めた。走査型電子顕微鏡組織写真では、フェライト相はやや黒いコントラストを呈し、マルテンサイト相は白いコントラストを呈する粒子として、また炭化物がラメラー状若しくは点列状に生成している領域をパーライトおよびベイナイト相とした。但し、直径0.2μm以下の細かい第二相は除外した。
（２）引張試験
得られた冷延焼鈍板から、試験片の引張方向が、圧延方向に対して90°方向（Ｃ方向）となるように、JIS ５号試験片（GL：50mm）を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して、クロスヘッド速度10mm/minで引張試験を実施し、引張特性（引張強さTS、伸びEl）を求めた。
（３）焼付け硬化試験
得られた冷延焼鈍板から、試験片の引張方向が、圧延方向に対して90°方向（Ｃ方向）となるように、JIS ５号試験片（GL：50mm）を採取し、該試験片に２％の予歪を付与したのち、170℃×20minの塗装焼付け相当処理を施した。そして、再引張を行って、熱処理後の上降伏点（降伏応力）を求めた。得られた熱処理後の上降伏点と予歪での最高応力との差を求め、焼付け硬化量（ＢＨ量）とした。
（４）時効試験
得られた冷延焼鈍板から、試験片の引張方向が、圧延方向に対して90°方向（Ｃ方向）となるように、JIS ５号試験片（GL：50mm）を採取し、時効温度（38℃）で６ヶ月間保持した。保持後、（２）引張試験と同様に引張試験を実施し、降伏伸びを求めた。降伏伸びが0.8％以下の場合を耐時効性に優れるとして○と評価した。それ以外の場合を×とした。
【００４３】
得られた結果を表３に示す。
【００４４】
【表１】
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【００４５】
【表２】
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【００４６】
【表３】
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【００４７】
本発明例はいずれも、フェライト単相組織を有し、引張強さTSが340〜440MPa級で、40％以上の伸びElを有し加工性に優れ、さらにＢＨ量が30MPa以上と優れた焼付け硬化性を示し、さらに時効処理後の降伏伸びが0.8％以下と少なく、耐時効性に優れた、高強度冷延鋼板となっている。なお、本発明例については、別途、r値の調査を行い、平均r値で1.6以上の高い値が確保できていることを確認した。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、組織がフェライト相以外の第二相を多く含み、伸びElが低く成形性が低下しているか、ＢＨ量が30MPa未満で焼付き硬化性が低下しているか、時効処理後に0.8％を超える降伏伸びが生じ、耐時効性が低下している。
【図１】
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